JP2006009057A - 曲げ性、疲労特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 ７５０Ｎ級以上の強度を維持しながら、薄肉化しても十分な強度をもち、自動車，家電機器，建材等の部材として使用される高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】 炭素当量Ceq(C＋Si/24＋Mn/6＋Cr/5＋B×5＋V/14＋Mo/4＋Ni/40)を0.45〜0.7質量％に調整したC-Si-Mn鋼を加熱温度：1000℃以上で粗圧延した後、仕上げ温度：Ar3+50℃以上，巻取り温度：700℃以下で熱間圧延する。冷延後、830℃以上×60秒以上の加熱保持→10℃/秒以下で720〜600℃まで冷却する一次冷却→7℃/秒以上で二次冷却温度T：(-248×Ceq+538)℃まで冷却する二次冷却→T+30℃以上×3分以上の恒温処理の連続焼鈍を施すことにより、曲げ性，疲労特性が共に良好な高強度冷延鋼板を製造する。
【選択図】 なし
【解決手段】 炭素当量Ceq(C＋Si/24＋Mn/6＋Cr/5＋B×5＋V/14＋Mo/4＋Ni/40)を0.45〜0.7質量％に調整したC-Si-Mn鋼を加熱温度：1000℃以上で粗圧延した後、仕上げ温度：Ar3+50℃以上，巻取り温度：700℃以下で熱間圧延する。冷延後、830℃以上×60秒以上の加熱保持→10℃/秒以下で720〜600℃まで冷却する一次冷却→7℃/秒以上で二次冷却温度T：(-248×Ceq+538)℃まで冷却する二次冷却→T+30℃以上×3分以上の恒温処理の連続焼鈍を施すことにより、曲げ性，疲労特性が共に良好な高強度冷延鋼板を製造する。
【選択図】 なし
Description
本発明は、自動車用材料，構造部材，鋼管用素材として使用され、強度：７５０Ｎ級以上で曲げ性，疲労特性に優れた高強度冷延鋼板を製造する方法に関する。
燃費節減を狙った軽量化のために薄肉化しても必要強度を維持する鋼材が自動車用鋼板として要求されており、強度：７５０Ｎ級以上の高強度冷延鋼板が使用され始めている。自動車用以外にも、軽量で高強度が要求される構造部材，電気機器等にも高強度冷延鋼板の使用が検討されている。高強度冷延鋼板としては、熱延時の制御圧延や連続焼鈍条件を制御することによりマルテンサイト，ベイナイト等の硬質低温変態相をフェライト相と共存させ、強度-延性バランスを改善した複合組織高強度鋼板が知られている。
高強度冷延鋼板の要求特性のひとつに曲げ性がある。強度：７５０Ｎ級以上の高強度冷延鋼板は補強部品等に使用されることから、普通鋼のような複雑形状を得るためのプレス成形性ではなく、曲げ加工性が重視される場合が多い。特に、曲げ半径の小さなシートレール等の部材に高強度冷延鋼板が適用され始めている最近、従来よりも格段に過酷な曲げ加工性が要求される傾向にある。走行時の振動によって荷重が繰返し負荷される自動車部材では、疲労特性も重要な要求特性である。
熱延鋼板の疲労特性を改善した例は多数報告されているが、高強度冷延鋼板の疲労特性を改善した提案は少ない。たとえば、ポリゴナルフェライト，ベイナイト，マルテンサイトの面積比及び粒径を制御することにより疲労特性を改善した例（特許文献１）もあるが、曲げ性と両立させた場合は不明であり、疲労特性，曲げ性共に良好な鋼板は提案されていない。低温変態相の硬さを低下させてフェライト相との硬度差を小さくすることにより曲げ性が改善される（特許文献２，３）が、単に硬度差を小さくするだけでは過酷な曲げ加工用途に十分満足できる結果が得られていない。
特開平3-264646号公報
特開昭62-13533号公報
特開昭63-293121号公報
本発明は、高強度冷延鋼板の疲労特性，曲げ性の両立を図るため鋼種，製造条件を種々の観点から検討した結果、Ｃ-Ｓｉ-Ｍｎ鋼を用い、連続焼鈍中に一部マルテンサイトを生成させ、変態歪みによるベイナイト変態促進効果によって鋼板中の残留オーステナイトを５％以上確保しながら微細組織化することにより、強度：７５０Ｎ以上で優れた曲げ性，疲労特性を付与した高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。
本発明は、Ｃ：０.０８〜０.１８質量％，Ｓｉ：１.００〜１.８０質量％，Ｍｎ：２.０〜２.６質量％，Ｐ：０.０３質量％以下，Ｓ：０.００５質量％以下，全Ａｌ：０.０１〜０.１質量％，残部が実質的にＦｅの組成をもち、(１)式で定義される炭素当量Ｃeqが０.４５〜０.７質量％の範囲に調整されたスラブを使用する。スラブは、更にＮｉ：０.１０質量％以下，Ｍｏ：０.３質量％以下，Ｃｒ：０.５質量％以下，Ｃｕ：０.１質量％以下，Ｖ：０.０８質量％以下，Ｂ：０.００５０質量％以下，Ｃａ：０.００５０質量％以下，Ｔｉ：０.１０質量％以下，Ｎｂ：０.０５質量％以下の一種又は二種以上を含むことができる。
Ceq(％)＝C＋Si/24＋Mn/6＋Cr/5＋B×5＋V/14＋Mo/4＋Ni/40・・・・(１)
Ceq(％)＝C＋Si/24＋Mn/6＋Cr/5＋B×5＋V/14＋Mo/4＋Ni/40・・・・(１)
粗圧延，熱間圧延，冷間圧延，連続焼鈍を経て冷延鋼板が製造されるが、各工程での製造条件を次のように制御する。
粗圧延工程では、スラブを１０００℃以上に加熱して粗圧延する。
熱間圧延工程では、仕上げ温度をＡr3＋５０℃以上に設定し、仕上げ圧延後に冷却して７００℃以下で巻き取ることによりフェライト+パーライト組織に調質する。
次いで、焼鈍・酸洗後、圧延率：３０％以上で目標板厚に冷間圧延する。
粗圧延工程では、スラブを１０００℃以上に加熱して粗圧延する。
熱間圧延工程では、仕上げ温度をＡr3＋５０℃以上に設定し、仕上げ圧延後に冷却して７００℃以下で巻き取ることによりフェライト+パーライト組織に調質する。
次いで、焼鈍・酸洗後、圧延率：３０％以上で目標板厚に冷間圧延する。
得られた冷延鋼板に次の連続焼鈍を施すことにより、引張強さ：７５０Ｎ級以上で曲げ性，疲労特性に優れた高強度冷延鋼板となる。
・加熱保持：８３０℃以上，６０秒以上
・一次冷却：加熱保持後に平均冷却速度：１０℃／秒以下で７２０〜６００℃まで冷却
この一次冷却により、面積率：５０％以上でフェライトが生成する。
・二次冷却：平均冷却速度：７℃／秒以上で二次冷却温度Ｔまで冷却
二次冷却温度ＴはＴ（℃）：-248×Ceq＋538で定義され、好ましくは二次冷却温度Ｔ±５℃に１０〜３０秒保持する。
・恒温処理：更にＴ＋３０℃以上の温度に３分以上保持した後、室温まで冷却
・加熱保持：８３０℃以上，６０秒以上
・一次冷却：加熱保持後に平均冷却速度：１０℃／秒以下で７２０〜６００℃まで冷却
この一次冷却により、面積率：５０％以上でフェライトが生成する。
・二次冷却：平均冷却速度：７℃／秒以上で二次冷却温度Ｔまで冷却
二次冷却温度ＴはＴ（℃）：-248×Ceq＋538で定義され、好ましくは二次冷却温度Ｔ±５℃に１０〜３０秒保持する。
・恒温処理：更にＴ＋３０℃以上の温度に３分以上保持した後、室温まで冷却
粗圧延から仕上げ圧延の間でデスケーリングすることにより、熱延中の鋼板表面に生成しているスケールを除去することも可能である。この場合、スラブの加熱温度を１１７０℃以下とし、衝突圧：２.０ｋｇｆ／ｃｍ2以上で高圧水を鋼板表面に衝突させる。デスケーリングを一回又は複数回繰り返すことにより、疲労特性が飛躍的に向上する。
本発明の高強度冷延鋼板で必要とする金属組織は、フェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの混合組織である。曲げ性，疲労特性の改善には金属組織の均一化が最も重要であり、フェライト／マルテンサイトの界面にミクロクラックが発生すると曲げ性，疲労特性が劣化する。そこで、連続焼鈍条件の規制により部分的にマルテンサイト又はベイナイトを生成させ、その後の恒温変態でマルテンサイトやベイナイトの焼戻し及び変態歪みによるベイナイト変態促進効果を利用して、組織の均一化及びベイナイト変態による微細で安定な残留オーステナイトを確保している。
連続焼鈍では、パーライトの生成を抑制することが重要である。仮にパーライトが生成するとベイナイトや残留オーステナイト量が低下し、疲労特性が劣化しやすくなる。(２)式で計算される温度Ｔ（℃）に一旦冷却して一部マルテンサイトを生成させることも重要である。パーライトの生成抑制及び一部マルテンサイトの生成により、ベイナイト変態の促進作用及び組織の微細化が図られる。連続焼鈍に続く恒温処理では、必要量のＡｌが含まれていることからベイナイト変態中にセメンサイトの生成が抑制され残留オーステナイトが確保される。その結果、目標とするフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの混合組織で均一微細な金属組織となり、曲げ性，疲労特性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。
T (℃)＝-248×Ceq＋538 ・・・・(２)
T (℃)＝-248×Ceq＋538 ・・・・(２)
以下、本発明で規定した各種条件を説明する。
〔合金成分〕
・Ｃ：０.０８〜０.１８質量％
鋼材の強度を向上させると共にオーステナイト安定化元素であり、連続焼鈍過程中のベイナイト変態時にフェライト相からオーステナイト相に濃化し、疲労特性の改善に有効な残留オーステナイトを安定化させる。５％以上の残留オーステナイトを確保し、引張強さ：７５０Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得る上で、０.０８質量％以上のＣ含有が必要である。しかし、０.１８質量％を超える過剰量のＣが含まれると、溶接性の劣化や過剰な強度上昇を招き、曲げ性が劣化する。好ましくは、０.０８〜０.１５質量％の範囲でＣ含有量を選定する。
〔合金成分〕
・Ｃ：０.０８〜０.１８質量％
鋼材の強度を向上させると共にオーステナイト安定化元素であり、連続焼鈍過程中のベイナイト変態時にフェライト相からオーステナイト相に濃化し、疲労特性の改善に有効な残留オーステナイトを安定化させる。５％以上の残留オーステナイトを確保し、引張強さ：７５０Ｎ／ｍｍ2以上の強度を得る上で、０.０８質量％以上のＣ含有が必要である。しかし、０.１８質量％を超える過剰量のＣが含まれると、溶接性の劣化や過剰な強度上昇を招き、曲げ性が劣化する。好ましくは、０.０８〜０.１５質量％の範囲でＣ含有量を選定する。
・Ｓｉ：１.００〜１.８０質量％
固溶強化により強度-伸びバランスを改善しながら高強度化する成分であると共に、フェライト変態を促進させてオーステナイト相にＣを濃化させる作用があり、間接的に残留オーステナイトの安定化にも役立つ。そのため、室温で変態誘起塑性を示す残留オーステナイトの確保が容易になる。更に、ベイナイト変態温度域においてセメンタイトの析出を抑制し、未変態オーステナイトへのＣ濃化が一層促進される。このような効果は１.００質量％以上のＳｉ添加で得られるが、１.８０質量％を超える過剰量のＳｉを添加すると脱スケール性の悪いスケールが熱延時に生じやすくなり酸洗性，溶接性，製品の表面性状に悪影響を及ぼす。好ましくは、１.０〜１.５質量％の範囲でＳｉ含有量を選定する。
固溶強化により強度-伸びバランスを改善しながら高強度化する成分であると共に、フェライト変態を促進させてオーステナイト相にＣを濃化させる作用があり、間接的に残留オーステナイトの安定化にも役立つ。そのため、室温で変態誘起塑性を示す残留オーステナイトの確保が容易になる。更に、ベイナイト変態温度域においてセメンタイトの析出を抑制し、未変態オーステナイトへのＣ濃化が一層促進される。このような効果は１.００質量％以上のＳｉ添加で得られるが、１.８０質量％を超える過剰量のＳｉを添加すると脱スケール性の悪いスケールが熱延時に生じやすくなり酸洗性，溶接性，製品の表面性状に悪影響を及ぼす。好ましくは、１.０〜１.５質量％の範囲でＳｉ含有量を選定する。
・Ｍｎ：２.０〜２.６質量％
焼入れ性を改善しオーステナイトの安定化に有効な成分である。冷却途中でパーライト変態を抑制し、強度向上に有効なベイナイト，疲労特性の改善に有効な残留オーステナイトの必要量を確保する作用も呈する。このような効果は、２.０質量％以上のＭｎ添加でみられる。しかし、２.６質量％を超えるＭｎの過剰添加は、焼入れ性が過剰に高まって強度が過度に上昇し、延性，曲げ性，溶接性，疲労特性が劣化しやすくなる。好ましくは、２.０〜２.４質量％の範囲でＭｎ含有量を選定する。
焼入れ性を改善しオーステナイトの安定化に有効な成分である。冷却途中でパーライト変態を抑制し、強度向上に有効なベイナイト，疲労特性の改善に有効な残留オーステナイトの必要量を確保する作用も呈する。このような効果は、２.０質量％以上のＭｎ添加でみられる。しかし、２.６質量％を超えるＭｎの過剰添加は、焼入れ性が過剰に高まって強度が過度に上昇し、延性，曲げ性，溶接性，疲労特性が劣化しやすくなる。好ましくは、２.０〜２.４質量％の範囲でＭｎ含有量を選定する。
・Ｐ：０.０３質量％以下
Ｓｉと同様にフェライト生成に影響を及ぼす成分であるが、過剰含有は延性，曲げ性を劣化させるので、０.０３質量％に上限を設定した。
・Ｓ：０.００５質量％以下
残留オーステナイトの生成に悪影響を及ぼすことはないが、疲労強度に有害なＡ系介在物がＳ含有量の増加に応じて多量生成する。Ａ系介在物の増加傾向は０.００５質量％を超えると顕著になるので、Ｓ含有量の上限を０.００５質量％（好ましくは、０.００２質量％）と規制した。
Ｓｉと同様にフェライト生成に影響を及ぼす成分であるが、過剰含有は延性，曲げ性を劣化させるので、０.０３質量％に上限を設定した。
・Ｓ：０.００５質量％以下
残留オーステナイトの生成に悪影響を及ぼすことはないが、疲労強度に有害なＡ系介在物がＳ含有量の増加に応じて多量生成する。Ａ系介在物の増加傾向は０.００５質量％を超えると顕著になるので、Ｓ含有量の上限を０.００５質量％（好ましくは、０.００２質量％）と規制した。
・全Ａｌ：０.０１〜０.１質量％
Ｓｉと同様に室温で安定な残留オーステナイトの確保に重要な成分である。セメンタイトに固溶せず、ベイナイト変態させる恒温処理の際にもセメンタイトの析出を抑え、変態を遅延させる作用を呈する。Ｓｉよりもフェライト形成能が強いＡｌを添加すると、Ｓｉ添加に比較して変態開始が早くなり、極短時間保持でもオーステナイトにＣが濃化される。その結果、オーステナイト相が一層安定化し、生成したオーステナイトのＣ濃度が高くなると共に、残留オーステナイト量も多くなり高い加工硬化特性を示す。Ａｌの添加効果は全Ａｌとして０.０１質量％以上でみられるが、全Ａｌが０.１質量％を超えると溶接性が低下する傾向を示す。好ましくは、０.０５〜０.０８質量％の範囲でＡｌ含有量を選定する。
Ｓｉと同様に室温で安定な残留オーステナイトの確保に重要な成分である。セメンタイトに固溶せず、ベイナイト変態させる恒温処理の際にもセメンタイトの析出を抑え、変態を遅延させる作用を呈する。Ｓｉよりもフェライト形成能が強いＡｌを添加すると、Ｓｉ添加に比較して変態開始が早くなり、極短時間保持でもオーステナイトにＣが濃化される。その結果、オーステナイト相が一層安定化し、生成したオーステナイトのＣ濃度が高くなると共に、残留オーステナイト量も多くなり高い加工硬化特性を示す。Ａｌの添加効果は全Ａｌとして０.０１質量％以上でみられるが、全Ａｌが０.１質量％を超えると溶接性が低下する傾向を示す。好ましくは、０.０５〜０.０８質量％の範囲でＡｌ含有量を選定する。
以上の必須成分に加え、Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｖ，Ｂ，Ｃａ，Ｔｉ，Ｎｂ等の任意成分を必要に応じて添加しても良い。添加される任意成分は用途や要求特性に応じて適宜選択されるが、多量添加は圧延性，鋼材コスト等に悪影響を及ぼすので、各任意成分の添加量上限を次のように定める。
・Ｎｉ：０.１０質量％以下
オーステナイト相を安定化する作用を呈するが、過剰添加は過度の強度上昇，鋼材コストの上昇を招くので、上限を０.１０質量％に定めた。
・Ｎｉ：０.１０質量％以下
オーステナイト相を安定化する作用を呈するが、過剰添加は過度の強度上昇，鋼材コストの上昇を招くので、上限を０.１０質量％に定めた。
・Ｍｏ：０.３質量％以下
炭化物の生成を抑えると共に、マルテンサイト変態温度を下げて残留オーステナイトを安定化する作用を呈する。しかし、過剰添加は鋼材コストの上昇は勿論、焼入れ性を不必要に高めて強度を過度に上昇させることにもなるので、上限を０.３質量％に定めた。
・Ｃｒ：０.５質量％以下
焼入れ性を確保する成分であるが、過剰添加は焼入れ性を不必要に高めて強度を過度に上昇させ、鋼材コストも高くなるので、上限を０.５質量％に定めた。
炭化物の生成を抑えると共に、マルテンサイト変態温度を下げて残留オーステナイトを安定化する作用を呈する。しかし、過剰添加は鋼材コストの上昇は勿論、焼入れ性を不必要に高めて強度を過度に上昇させることにもなるので、上限を０.３質量％に定めた。
・Ｃｒ：０.５質量％以下
焼入れ性を確保する成分であるが、過剰添加は焼入れ性を不必要に高めて強度を過度に上昇させ、鋼材コストも高くなるので、上限を０.５質量％に定めた。
・Ｃｕ：０.１質量％以下
耐食性の改善に有効な成分であるが、過剰添加するとスラブの熱間加工性が低下する。Ｃｕ添加による熱間加工性の低下はＮｉの複合添加で解消されるものの、結果として鋼材コストの上昇を招くので０.１質量％に上限を定めた。
・Ｖ：０.０８質量％以下
マルテンサイト変態温度を下げ残留オーステナイトの安定化に寄与する成分であるが、過剰添加は鋼材コストの上昇は勿論、焼入れ性を不必要に高めて強度を過度に上昇させることにもなるので、上限を０.０８質量％に定めた。
耐食性の改善に有効な成分であるが、過剰添加するとスラブの熱間加工性が低下する。Ｃｕ添加による熱間加工性の低下はＮｉの複合添加で解消されるものの、結果として鋼材コストの上昇を招くので０.１質量％に上限を定めた。
・Ｖ：０.０８質量％以下
マルテンサイト変態温度を下げ残留オーステナイトの安定化に寄与する成分であるが、過剰添加は鋼材コストの上昇は勿論、焼入れ性を不必要に高めて強度を過度に上昇させることにもなるので、上限を０.０８質量％に定めた。
・Ｂ：０.００５０質量％以下
パーライトの生成を抑え、粒界強化によって耐二次加工脆化を改善する作用がある。しかし、Ｂの添加効果は０.００５０質量％で飽和し、それ以上添加しても鋼材コストの上昇を招く。
・Ｃａ：０.００５０質量％以下
非金属介在物の形態を変えることにより加工性を向上させる成分であるが、Ｃａの添加効果は０.００５０質量％で飽和し、それ以上添加しても介在物を粗大化させ、却って曲げ性が劣化する。
パーライトの生成を抑え、粒界強化によって耐二次加工脆化を改善する作用がある。しかし、Ｂの添加効果は０.００５０質量％で飽和し、それ以上添加しても鋼材コストの上昇を招く。
・Ｃａ：０.００５０質量％以下
非金属介在物の形態を変えることにより加工性を向上させる成分であるが、Ｃａの添加効果は０.００５０質量％で飽和し、それ以上添加しても介在物を粗大化させ、却って曲げ性が劣化する。
・Ｔｉ：０.１０質量％以下
鋼中に固溶しているＮをＴｉＮとして固定しＡｌＮの生成を抑制する作用がある。析出硬化によってフェライト地を強化し変形抵抗力を増大させることから、強度確保にも有効である。しかし、過剰量のＴｉを添加するとＴｉＣの生成量が増加し、析出強化により強度が過度に上昇し、またオーステナイト相に濃化するＣ量の絶対量が下がり、Ｃ濃化によるオーステナイト相の安定化効果が小さくなり残留オーステナイト量が減少する。過剰なＴｉ添加は、延性，曲げ性にとっても好ましくない。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０.１０質量％に規制した。
・Ｎｂ：０.０５質量％以下
適度にオーステナイト相のパーライト変態を抑制する作用があり、結果として残留オーステナイトを得るための冷却条件が緩和される。しかし、過剰添加してもＮｂの増量に見合った効果が得られないので、上限を０.０５質量％に定めた。
鋼中に固溶しているＮをＴｉＮとして固定しＡｌＮの生成を抑制する作用がある。析出硬化によってフェライト地を強化し変形抵抗力を増大させることから、強度確保にも有効である。しかし、過剰量のＴｉを添加するとＴｉＣの生成量が増加し、析出強化により強度が過度に上昇し、またオーステナイト相に濃化するＣ量の絶対量が下がり、Ｃ濃化によるオーステナイト相の安定化効果が小さくなり残留オーステナイト量が減少する。過剰なＴｉ添加は、延性，曲げ性にとっても好ましくない。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０.１０質量％に規制した。
・Ｎｂ：０.０５質量％以下
適度にオーステナイト相のパーライト変態を抑制する作用があり、結果として残留オーステナイトを得るための冷却条件が緩和される。しかし、過剰添加してもＮｂの増量に見合った効果が得られないので、上限を０.０５質量％に定めた。
・炭素当量Ｃeq：０.４５〜０.７質量％
本成分系では、式(１)で炭素当量Ｃeqが算出される。要求強度を得る上では０.４５質量％以上の炭素当量Ｃeqが必要であるが、炭素当量Ｃeqが０.７質量％を超える成分設計では焼入れ性が過度になり、急激な強度上昇，曲げ性の著しい低下の原因となる。
Ceq(％)＝C＋Si/24＋Mn/6＋Cr/5＋B×5＋V/14＋Mo/4＋Ni/40 ・・・・(１)
本成分系では、式(１)で炭素当量Ｃeqが算出される。要求強度を得る上では０.４５質量％以上の炭素当量Ｃeqが必要であるが、炭素当量Ｃeqが０.７質量％を超える成分設計では焼入れ性が過度になり、急激な強度上昇，曲げ性の著しい低下の原因となる。
Ceq(％)＝C＋Si/24＋Mn/6＋Cr/5＋B×5＋V/14＋Mo/4＋Ni/40 ・・・・(１)
〔粗圧延〕
所定の成分・組成に調整された溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造で得られたスラブを加熱後に粗圧延する。粗圧延に先立つ加熱では、結晶粒の粗大化を防止し、フェライト変態を促進させるため加熱温度を１０００℃以上に設定する。
所定の成分・組成に調整された溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造で得られたスラブを加熱後に粗圧延する。粗圧延に先立つ加熱では、結晶粒の粗大化を防止し、フェライト変態を促進させるため加熱温度を１０００℃以上に設定する。
〔熱間圧延〕
粗圧延後のスラブを所定板厚まで熱間圧延する。熱間圧延では、仕上げ温度：Ａr3＋５０℃以上に設定し、熱延鋼帯を巻取り温度：７００℃以下で巻き取ることによりフェライト+パーライト組織に調質する。Ａr3＋５０℃に達しない仕上げ温度では熱延時の変形抵抗が高く、絞込みが発生しやすい。逆に仕上げ温度が９００℃を超えると粗粒化が進行するので、(Ａr3＋５０℃)〜(Ａr3＋１００℃)の範囲で仕上げ温度を調節することが好ましい。
熱延された鋼帯は、焼鈍後に得られる材質を安定化させるため比較的高温で巻き取られる。低温捲取りでは、ベイナイトやマルテンサイトが生成して後工程の連続焼鈍時にオーステナイトが不安定化すると共に、板幅エッジの冷却速度過多に起因する部分的な硬化が生じやすい。逆に７００℃を超える高温巻取りでは、フェライト結晶粒が粗大化し、後工程の連続焼鈍時に板幅方向に沿ったオーステナイト化が不安定化する。好ましくは、５５０〜６８０℃の温度範囲で巻取り温度を選定する。
粗圧延後のスラブを所定板厚まで熱間圧延する。熱間圧延では、仕上げ温度：Ａr3＋５０℃以上に設定し、熱延鋼帯を巻取り温度：７００℃以下で巻き取ることによりフェライト+パーライト組織に調質する。Ａr3＋５０℃に達しない仕上げ温度では熱延時の変形抵抗が高く、絞込みが発生しやすい。逆に仕上げ温度が９００℃を超えると粗粒化が進行するので、(Ａr3＋５０℃)〜(Ａr3＋１００℃)の範囲で仕上げ温度を調節することが好ましい。
熱延された鋼帯は、焼鈍後に得られる材質を安定化させるため比較的高温で巻き取られる。低温捲取りでは、ベイナイトやマルテンサイトが生成して後工程の連続焼鈍時にオーステナイトが不安定化すると共に、板幅エッジの冷却速度過多に起因する部分的な硬化が生じやすい。逆に７００℃を超える高温巻取りでは、フェライト結晶粒が粗大化し、後工程の連続焼鈍時に板幅方向に沿ったオーステナイト化が不安定化する。好ましくは、５５０〜６８０℃の温度範囲で巻取り温度を選定する。
〔デスケーリング〕
熱延工程の途中で鋼帯表面を一回以上デスケーリングすると、高強度冷延鋼板の疲労特性が改善される。デスケーリングに際してはスラブの加熱温度を１１７０℃以下に調節し、仕上げ圧延前の鋼帯表面に衝突圧：２.０ｋｇｆ/ｃｍ2以上で高圧水を衝突させる方法が代表的であるが、加圧ロールで同様な圧下力を加える酸洗前圧延によるデスケーリングも採用可能である。
デスケーリング性に悪影響を及ぼすファイアライトが生成しやすいＳｉ鋼をベースにしているので、ファイアライトの融点（１１７０℃）よりもスラブの加熱温度を下げることが好ましい。１１７０℃を超える加熱温度では、ファイアライトが結晶粒界に食い込み、デスケーリングによっても剥離しがたくなる。また、衝突圧：２.０ｋｇｆ/ｃｍ2以上で一回以上デスケーリングすることにより、熱延鋼帯の表面肌が飛躍的に良くなり、焼鈍時の粒界酸化等によるスケール起因の疲労破壊が減少して疲労特性が改善される。
熱延工程の途中で鋼帯表面を一回以上デスケーリングすると、高強度冷延鋼板の疲労特性が改善される。デスケーリングに際してはスラブの加熱温度を１１７０℃以下に調節し、仕上げ圧延前の鋼帯表面に衝突圧：２.０ｋｇｆ/ｃｍ2以上で高圧水を衝突させる方法が代表的であるが、加圧ロールで同様な圧下力を加える酸洗前圧延によるデスケーリングも採用可能である。
デスケーリング性に悪影響を及ぼすファイアライトが生成しやすいＳｉ鋼をベースにしているので、ファイアライトの融点（１１７０℃）よりもスラブの加熱温度を下げることが好ましい。１１７０℃を超える加熱温度では、ファイアライトが結晶粒界に食い込み、デスケーリングによっても剥離しがたくなる。また、衝突圧：２.０ｋｇｆ/ｃｍ2以上で一回以上デスケーリングすることにより、熱延鋼帯の表面肌が飛躍的に良くなり、焼鈍時の粒界酸化等によるスケール起因の疲労破壊が減少して疲労特性が改善される。
〔冷間圧延〕
熱延鋼帯は、焼鈍・酸洗後、所定板厚まで冷間圧延される。冷間圧延では、再結晶温度の低下，オーステナイトの安定化を狙って圧延率を３０％以上に設定する。圧延率が３０％に達しない軽圧下圧延では、再結晶温度の低下に有効な歪が蓄積されがたく、オーステナイトの安定度も低下しやすい。
熱延鋼帯は、焼鈍・酸洗後、所定板厚まで冷間圧延される。冷間圧延では、再結晶温度の低下，オーステナイトの安定化を狙って圧延率を３０％以上に設定する。圧延率が３０％に達しない軽圧下圧延では、再結晶温度の低下に有効な歪が蓄積されがたく、オーステナイトの安定度も低下しやすい。
〔連続焼鈍〕
冷間圧延された鋼帯を連続焼鈍することにより、フェライト+低温変態相＋残留オーステナイトの複合組織に調質される。連続焼鈍は、加熱保持，一次冷却，二次冷却，恒温処理の工程を経る。
・加熱保持
冷延鋼帯を保持温度：８３０℃以上，保持時間：６０秒以上で加熱保持することによりオーステナイト化を十分進行させる。８３０℃に達しない保持温度ではオーステナイト化が不十分になり、残留オーステナイトが減少し、安定した曲げ性，疲労特性が得られがたい。しかし、過度の高温に保持するとフェライト変態を遅延させる結晶粒の粗大化が生じ、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分になりやすいので、保持温度の上限を９００℃とすることが好ましい。
冷間圧延された鋼帯を連続焼鈍することにより、フェライト+低温変態相＋残留オーステナイトの複合組織に調質される。連続焼鈍は、加熱保持，一次冷却，二次冷却，恒温処理の工程を経る。
・加熱保持
冷延鋼帯を保持温度：８３０℃以上，保持時間：６０秒以上で加熱保持することによりオーステナイト化を十分進行させる。８３０℃に達しない保持温度ではオーステナイト化が不十分になり、残留オーステナイトが減少し、安定した曲げ性，疲労特性が得られがたい。しかし、過度の高温に保持するとフェライト変態を遅延させる結晶粒の粗大化が生じ、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分になりやすいので、保持温度の上限を９００℃とすることが好ましい。
・一次冷却
加熱保持された鋼帯を平均冷却速度：１０℃／秒以下で７２０〜６００℃まで冷却すると面積率：５０％以上でフェライトが生成する。フェライトの生成は冷却速度の影響を受け、平均冷却速度を１０℃／秒以下とすることにより面積率：５０％以上のフェライトが確保される。１０℃／秒を超える冷却速度では、必要なフェライト面積率が得られず、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分になる。一次冷却温度：７２０〜６００℃も面積率：５０％以上でフェライトを生成させる上で重要な条件であり、当該温度範囲を外れると十分量のフェライトが得られない。
加熱保持された鋼帯を平均冷却速度：１０℃／秒以下で７２０〜６００℃まで冷却すると面積率：５０％以上でフェライトが生成する。フェライトの生成は冷却速度の影響を受け、平均冷却速度を１０℃／秒以下とすることにより面積率：５０％以上のフェライトが確保される。１０℃／秒を超える冷却速度では、必要なフェライト面積率が得られず、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分になる。一次冷却温度：７２０〜６００℃も面積率：５０％以上でフェライトを生成させる上で重要な条件であり、当該温度範囲を外れると十分量のフェライトが得られない。
・二次冷却
一次冷却で面積率：５０％以上のフェライトを生成させた後、平均冷却速度：７℃／秒以上で二次冷却温度Ｔまで二次冷却する。二次冷却温度Ｔは、適量のマルテンサイトを生成させるため(-２４８×Ｃeq＋５３８)℃に設定され、好ましくは二次冷却温度Ｔ±５℃に２０〜３０秒保持される。
７℃／秒に達しない緩冷却では、未変態オーステナイトからパーライトが生成して残留オーステナイト量が減少するばかりでなく、高温で生成した硬質で粗大なパーライトとフェライトの界面でクラックが生じやすくなり、曲げ性が劣化する。二次冷却温度Ｔまで一旦冷却することにより、不安定なオーステナイトから一部マルテンサイトが生成し、マルテンサイト変態時に発生する変態歪みによりベイナイト変態が促進される。また、ベイナイト変態の促進に必要な変態歪みを得るため、二次冷却温度Ｔに１０秒以上保持することが好ましい。
一次冷却で面積率：５０％以上のフェライトを生成させた後、平均冷却速度：７℃／秒以上で二次冷却温度Ｔまで二次冷却する。二次冷却温度Ｔは、適量のマルテンサイトを生成させるため(-２４８×Ｃeq＋５３８)℃に設定され、好ましくは二次冷却温度Ｔ±５℃に２０〜３０秒保持される。
７℃／秒に達しない緩冷却では、未変態オーステナイトからパーライトが生成して残留オーステナイト量が減少するばかりでなく、高温で生成した硬質で粗大なパーライトとフェライトの界面でクラックが生じやすくなり、曲げ性が劣化する。二次冷却温度Ｔまで一旦冷却することにより、不安定なオーステナイトから一部マルテンサイトが生成し、マルテンサイト変態時に発生する変態歪みによりベイナイト変態が促進される。また、ベイナイト変態の促進に必要な変態歪みを得るため、二次冷却温度Ｔに１０秒以上保持することが好ましい。
・恒温処理
二次冷却後の鋼帯を保持温度：Ｔ＋３０℃以上に３分以上保持することにより、適正な残留オーステナイトを維持しながらベイナイト変態を進行させる。短すぎる保持時間では、ベイナイト変態が不足し、残留オーステナイト量も減少し、オーステナイト相へのＣ濃化も不十分になる。その結果、ベイナイト変態温度から常温まで冷却する過程で未変態オーステナイトからマルテンサイトが生成し、強度が上昇して曲げ性，疲労特性が劣化する
二次冷却後の鋼帯を保持温度：Ｔ＋３０℃以上に３分以上保持することにより、適正な残留オーステナイトを維持しながらベイナイト変態を進行させる。短すぎる保持時間では、ベイナイト変態が不足し、残留オーステナイト量も減少し、オーステナイト相へのＣ濃化も不十分になる。その結果、ベイナイト変態温度から常温まで冷却する過程で未変態オーステナイトからマルテンサイトが生成し、強度が上昇して曲げ性，疲労特性が劣化する
表１の組成をもつ鋼材を転炉で溶製し、スラブに連続鋳造した後、粗圧延を経て板厚：２.０ｍｍに熱間圧延し、更に冷間圧延して板厚：１.２ｍｍの冷延鋼帯を製造した。熱延工程では、１２５０℃に加熱したスラブを仕上げ温度：８５０℃で熱間圧延し、６００℃でコイル状に巻き取った。また、熱延途中、衝突圧：１.６ｋｇｆ／ｃｍ2で高圧水を温度：１１５０℃の鋼帯表面に衝突させてデスケーリングした。
冷延鋼帯を連続焼鈍炉に通板し、８４０℃に１２０秒加熱保持した後、平均冷却速度：８℃／秒で６８０℃まで一次冷却し、更に平均冷却速度：１２℃／秒で４２０℃まで冷却し、次いで４５０℃×３分で恒温処理し、室温まで冷却した。
得られた冷延焼鈍板からJIS-５号試験片を切り出し、圧延方向の引張試験、両振り平面曲げ疲労試験に供した。疲労特性は、１０7サイクルでの応力を疲労強度（σw）とし、引張試験で得られた引張強さ（TS）で除した値（σw／TS）を疲労限度比として算出した。
得られた冷延焼鈍板からJIS-５号試験片を切り出し、圧延方向の引張試験、両振り平面曲げ疲労試験に供した。疲労特性は、１０7サイクルでの応力を疲労強度（σw）とし、引張試験で得られた引張強さ（TS）で除した値（σw／TS）を疲労限度比として算出した。
残留オーステナイトは、Ｘ線回折法で定量した。
曲げ試験では、冷延焼鈍板から圧延方向に沿って切り出された曲げ試験片を使用し、先端アールが０.５ｍｍ単位で変わるパンチを用いて９０度Ｖ曲げし、割れが発生しない先端アールを限界曲げ半径として求めた。
調査結果を表２に示す。高強度冷延鋼板の用途では、引張強さ：７５０Ｎ／ｍｍ2以上，限界曲げ半径：０.５ｍｍ以下，疲労限度比：０.５以上が合格と評価される。
曲げ試験では、冷延焼鈍板から圧延方向に沿って切り出された曲げ試験片を使用し、先端アールが０.５ｍｍ単位で変わるパンチを用いて９０度Ｖ曲げし、割れが発生しない先端アールを限界曲げ半径として求めた。
調査結果を表２に示す。高強度冷延鋼板の用途では、引張強さ：７５０Ｎ／ｍｍ2以上，限界曲げ半径：０.５ｍｍ以下，疲労限度比：０.５以上が合格と評価される。
表２にみられるようにＮo.１の鋼は、Ｓｉ，Ｍｎが不足し炭素当量Ｃeqも低いためフェライト変態が早く、必要強度が得られず、疲労限度比も一般的なレベルにあった。Ｎo.２の鋼は、Ｃ，Ｍｎが不足するため低い疲労限度比を示した。Ｎo.４の鋼は、Ｍｎが不足し必要強度が得られず、曲げ性にも劣っていた。Ｎo.５の鋼は、Ｃが不足しＳｉが過剰なため、フェライトの成長によりオーステナイトが不均一分散し、曲げ性、疲労限度比共に低い値であった。Ｎo.９の鋼は、逆にＣが過剰でＳｉがＭｎが不足するため炭化物の析出に起因して曲げ性が劣り、フェライトの分散も不均一なため疲労限度比に劣っていた。
これに対し、本発明で規定した条件を満足するＮos.３，６〜８，１０，１１の鋼は、引張強さ：７５０N級以上の強度をもち、限界曲げ半径：０.５ｍｍ以下，疲労限度比：０.５以上と曲げ性，疲労特性に優れていた。
良好な限界曲げ半径，疲労限度比を示したＮos.３，７，１１の鋼材について、熱延条件，連続焼鈍条件をそれぞれ表３，４に示すように変化させた製造条件Ａ〜Ｊで冷延焼鈍板を製造し、熱延条件，連続焼鈍条件が機械特性に及ぼす影響を詳細に調査した。
製造された各冷延焼鈍板の機械特性を同様な試験で調査した結果を表５に示す。
スラブの加熱温度が製造条件Ａでは１１００℃，製造条件Ｂでは１２５０℃であるが、何れの場合も引張強さ：７５０Ｎ級以上の強度をもち曲げ性，疲労特性共に良好であった。また、本発明で規定した条件を満足する製造条件Ｇ，Ｊでは、曲げ性，疲労特性共に良好な高強度冷延鋼板が得られた。デスケーリング時の衝突圧を３ｋｇｆ／ｃｍ2とした製造条件Ｃでは、製造条件Ｂよりも更に疲労限度比が高い高強度冷延鋼板が得られた。
スラブの加熱温度が製造条件Ａでは１１００℃，製造条件Ｂでは１２５０℃であるが、何れの場合も引張強さ：７５０Ｎ級以上の強度をもち曲げ性，疲労特性共に良好であった。また、本発明で規定した条件を満足する製造条件Ｇ，Ｊでは、曲げ性，疲労特性共に良好な高強度冷延鋼板が得られた。デスケーリング時の衝突圧を３ｋｇｆ／ｃｍ2とした製造条件Ｃでは、製造条件Ｂよりも更に疲労限度比が高い高強度冷延鋼板が得られた。
デスケーリングしない製造条件Ｄでは、疲労限度比が低い値を示した。
製造条件Ｅは、連続焼鈍時の加熱保持時間が短く、二次冷却速度が遅く、恒温処理の保持時間が不足する場合であり、パーライトが生成し、常温までの冷却過程で未変態オーステナイトから生成するマルテンサイト量が増加した結果、疲労特性に劣っていた。
一次冷却温度が高すぎる製造条件Ｆでは、フェライト変態が進行しがたく、オーステナイトからベイナイトが生成した。この場合、オーステナイトへのＣ濃化が十分でないため低Ｃ濃度のベイナイトが生成するため曲げ性は良好であるものの、結晶粒の粗大化に起因して疲労強度が劣っていた。
製造条件Ｅは、連続焼鈍時の加熱保持時間が短く、二次冷却速度が遅く、恒温処理の保持時間が不足する場合であり、パーライトが生成し、常温までの冷却過程で未変態オーステナイトから生成するマルテンサイト量が増加した結果、疲労特性に劣っていた。
一次冷却温度が高すぎる製造条件Ｆでは、フェライト変態が進行しがたく、オーステナイトからベイナイトが生成した。この場合、オーステナイトへのＣ濃化が十分でないため低Ｃ濃度のベイナイトが生成するため曲げ性は良好であるものの、結晶粒の粗大化に起因して疲労強度が劣っていた。
製造条件Ｈは、熱延鋼帯の巻取り温度が高く、連続焼鈍時の二次冷却温度が低い場合であり、マルテンサイトの増量に起因して強度が急激に上昇しており、曲げ性，疲労特性に劣っていた。
連続焼鈍時の加熱保持温度、一次冷却温度が低い製造条件Ｉでは、均一なオーステナイトが生成せず二相域からの変態が生じたため、フェライト変態量の不足による強度上昇がみられ、結果として曲げ性，疲労特性に劣っていた。
連続焼鈍時の加熱保持温度、一次冷却温度が低い製造条件Ｉでは、均一なオーステナイトが生成せず二相域からの変態が生じたため、フェライト変態量の不足による強度上昇がみられ、結果として曲げ性，疲労特性に劣っていた。
以上の対比から明らかなように、同じ鋼種を使用した場合でも、熱間圧延，連続焼鈍の条件を適正管理することにより、フェライト＋低温変態相＋残留オーステナイトの複合組織に調質でき、引張強さ：７５０Ｎ級以上の強度で曲げ性，疲労特性共に優れた高強度冷延鋼板が得られることが確認される。
以上に説明したように、組成，製造条件の適正管理により、引張強さ：７５０Ｎ級以上の強度を維持しながら、曲げ性，疲労特性を高位にバランスさせた高強度冷延鋼板が得られる。この高強度冷延鋼板は、軽量化のために薄肉化しても十分な強度をもち、疲労特性が重視される自動車用部品を初め、過酷な曲げ加工，深絞り等で製品形状に加工される家電機器，建材等の広汎な分野で使用される。
Claims (3)
- Ｃ：０.０８〜０.１８質量％，Ｓｉ：１.００〜１.８０質量％，Ｍｎ：２.０〜２.６質量％，Ｐ：０.０３質量％以下，Ｓ：０.００５質量％以下，全Ａｌ：０.０１〜０.１質量％，残部が実質的にＦｅで、(１)式で定義される炭素当量Ｃeqが０.４５〜０.７質量％の範囲にあるスラブを用意し、
スラブを１０００℃以上に加熱して粗圧延し、
Ａr3＋５０℃以上の仕上げ温度から冷却して７００℃以下で巻き取る熱間圧延により熱延鋼帯をフェライト＋パーライト組織に調質し、
酸洗後に圧延率：３０％以上で冷間圧延し、
８３０℃以上，６０秒以上の加熱保持後に平均冷却速度：１０℃／秒以下で７２０〜６００℃まで冷却する一次冷却により面積率：５０％以上でフェライトを生成させ、次いで平均冷却速度：７℃／秒以上で(２)式で定義される二次冷却温度Ｔ（℃）まで冷却し、更にＴ＋３０℃以上の温度に３分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理を施すことを特徴とする曲げ性，疲労特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
Ceq(％)＝C＋Si/24＋Mn/6＋Cr/5＋B×5＋V/14＋Mo/4＋Ni/40・・・・(１)
T (℃)＝-248×Ceq＋538 ・・・・(２) - 更にＮｉ：０.１０質量％以下，Ｍｏ：０.３質量％以下，Ｃｒ：０.５質量％以下，Ｃｕ：０.１質量％以下，Ｖ：０.０８質量％以下，Ｂ：０.００５０質量％以下，Ｃａ：０.００５０質量％以下，Ｔｉ：０.１０質量％以下，Ｎｂ：０.０５質量％以下の一種又は二種以上を含むスラブを使用する請求項１記載の製造方法。
- スラブの加熱温度が１１７０℃以下であり、粗圧延から仕上げ圧延の間で鋼板表面を衝突圧：２.０ｋｇｆ／ｃｍ2以上でデスケーリングする請求項１又は２記載の製造方法。
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